塑性变形与再结晶地点：材料楼多功能教室主要内容n经塑性变形后，金属材料的显微组织 变化。n冷加工变形组织经回复和再结晶后的 变化。第一部分：塑性变形后金 属材料的显微组织变化晶内变化l滑移带：由于晶体的塑性变形使试样 抛光表面产生高低不一的台阶，在高 倍下观察可知它是由更细的滑移线组 成。晶内滑移带l用电子显微镜作高倍分析时可知滑移 带不是单一一条线，而是由一系列相 互平行的更细的线组成的，称为滑移 线。l滑移线之间的距离为100个原子间距 ，而每一条滑移线的滑移量为1000个 原子间距。l滑移面和滑移方向往往是金属晶体中 原子排列最密的晶面和晶向。l最密晶面：晶面间距最大，点阵阻力 最小，滑移容易；l最密晶向：最密排方向上的原子间距 最短，位错的柏氏矢量最小。l一个滑移面和此面上的一个滑移方向 合起来叫做一个滑移系。每一个滑移 系表示晶体在滑移时可能采取的一个 空间取向。l在其他条件相同时，晶体中的滑移系 越多，滑移过程可能采取的取向越多 ，滑移容易进行，塑性越好。l面心立方：12个；体心立方：48个； 密排六方：3个。孪晶带l孪生：是一个发生在晶体内部的均匀切 变过程，均匀切变区中的晶体点阵类型 不发生变化，而晶体取向却变为与未切 变区晶体呈镜面对称的取向。l孪晶：变形与未变形的两部分晶体合称 为孪晶；l孪晶界：均匀切变与未切变的分界面（ 即两者的镜面对称面）称为孪晶界；l孪晶面：发生均匀切变的那组晶面称为 孪晶面；l孪生方向：孪生面的移动方向称为孪生 方向。孪生的特点（1）孪生变形是在切应力作用下发生的 ，并通常出现在滑移受阻而引起的应 力集中区，因此孪生所需的临界切应 力比滑移时大得多。 （2）孪生是一种均匀切变。 （3）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的 位向关系。形成方式l变形孪晶（机械孪晶）：通过机械变形而产 生的孪晶，通常呈透镜状或片状；l生长孪晶：包括在晶体自气态（如气相沉积 ）、液态（液相凝固）或固体中长大时形成 的孪晶。l退火孪晶：变形金属在再结晶退火过程中形 成的孪晶,往往以相互平行的孪晶面为界横 贯整个晶粒，在再结晶过程中通过堆垛层错 的生长形成的，实际也属于生长孪晶。纯锌变形孪晶变形孪晶的生长l分为形核和长大阶段：晶体变形时以 极快的速度爆发出薄片孪晶，称之为 形核；通过孪晶界扩展使孪晶增宽。l变形孪晶的萌生需要较大的切应力， 但孪晶在萌生后的长大需要的应力相 对较小。l与滑移相比，孪生本身对晶体变形量 的直接贡献较小。l形变孪晶的产生与金属的点阵类型和 层错能高低等因素有关，如密排六方 金属(Zn，Mg等)，易以孪生方式变形 而产生孪晶，层错能低的奥氏体不锈 钢亦产生形变孪晶。纯铁机械（变形）孪晶l工业纯铁为体心立方金属，它只有在 0以下受冲击载荷时，才易产生孪晶 。晶粒形貌的变化l随着变形度的增加，等轴晶将逐渐沿变 形方向伸长。l当变形量很大时，晶粒变得模糊不清， 形成纤维组织，纤维状组织是由晶界和 滑移线组成。纤维的分布方向即是材料 流变伸展的方向。l冷变形金属的组织与所观察的试样截面 位置有关，如果沿垂直变形方向截取试 样，则截面的显微组织不能真实反映晶 粒的变形情况。亚结构的变化l位错增殖，经严重冷变形后，位错密 度急剧增加，可增加5个数量级。l对于层错能较高的金属或合金，容易 发生交滑移，形成胞状亚结构，即： 高密度的缠结位错主要集中在胞壁， 胞内位错较少，各胞之间位向差微小 。变形量越大，亚结构的数增多，尺 寸减小。l对于层错能较低的金属，容易形成位 错塞积群。性能的变化l冷加工变形后，强度（硬度）显著提 高，而塑性下降很快，产生了加工硬 化现象，主要是位错密度升高所致。l电阻率升高，磁导率，热导率下降l自由焓升高，化学活性增大，腐蚀速 度加快。形变织构l在塑性变形中，随着形变程度的增加，各个 晶粒的滑移面和滑移方向都向主形变方向转 动，逐渐使多晶中取向各不相同的晶粒在空 间的取向呈现一定程度的规律性，这一现象 称为择优取向，这一组织状态称为形变织构 。l按加工变形方式不同可分为丝织构、板织构 等。l织构造成材料的各向异性，对材料的加工成 形性和使用性能都有很大的影响。低碳钢（ 0.05wt.%）经不同冷变 形度冷变形后的组织变化冷变形度5%冷变形度10%冷变形度15%冷变形度20%冷变形度30%冷变形度50%冷变形度70%第二部分：冷变形组织经 回复和再结晶后的变化l冷塑性变形后的金属组织是不稳定的， 空位、位错等结构缺陷密度增大，畸变 能升高，处于热力学不稳定的高自由能 状态。因此经塑性变形的材料具有自发 恢复到变形前低自由能状态的趋势。当 加热时会发生回复、再结晶和晶粒长大 等过程。回复l回复是冷变形金属在退火时发生组织性能变 化的早期阶段，具体对应新的无畸变晶粒出 现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段。回复是一个弛豫过程，特点为：l没有孕育期；l在一定温度时，初期回复速率很大， 随后逐渐变慢，直到趋近于0；l每一温度回复程度有一极限值，退火 温度越高，这个极值越高，极限值所 需时间越短；l预变形量越大，起始的回复速率也越 快；晶粒越小，回复过程加快。回复机制：n低温回复：点缺陷发生迁移，密度明 显下降；n中温回复：位错滑移并重新分布。n高温回复：位错可产生攀移，发生重 新分布，并可产生多边化结构。性能变化：l电阻率明显下降（过量空位的减少和 位错应变能的降低）；l内应力降低（晶体内弹性应变基本消 除）；l硬度和强度下降不多（位错密度下降 不多，亚晶较小） 回复退火主要用作去应力退火，使 冷加工的金属在基本保持加工硬化的 条件下降低内应力，避免变形，提高 耐蚀性。再结晶l冷变形后的金属加热到一定程度之后，在原变 形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能 也发生了明显的变化并恢复到变形前的状况， 此过程称之为再结晶。l是一种形核、长大过程，通过在变形组织的基 体上产生新的无畸变再结晶晶核，并通过逐渐 长大形成新等轴晶粒，从而取代全部变形组织 ，再结晶的晶核不是新相，其点阵(晶格)类型 仍与旧晶粒相同。l驱动力来自应变畸变能的下降。晶粒长大l晶粒长大是指再结晶之后晶粒的继续 长大，驱动力来自总界面能的下降。l正常晶粒的长大规律：在恒温下，平 均晶粒直径与保温时间的平方根呈正 比。影响再结晶的因素l变形度：变形度越大，储能增加，再结晶驱 动力越大，再结晶温度越低，同时等温退火 时的再结晶速度越快，但当变形量大到一定 程度后，再结晶温度基本稳定。在给定温度 下，发生再结晶需要一个最小变形量（临界 变形度）低于此变形度，不发生再结晶。同 时，变形度越大，得到的再结晶晶粒越细。l退火温度：提高退火温度可使再结晶速度显 著加快，临界变形度数值变小，若再结晶过 程已经完成，随后还有一个晶粒长大阶段很 明显，温度越高，晶粒越粗。变形度对再结晶组织的影响l冷变形程度对再结晶后晶粒大小影响规律：l如变形程度很小时，造成的储能不足以驱动 再结晶，所以晶粒大小没有变化。l当变形程度增大到一定数值后，可以引起再 结晶，但由于形核率很小，所以得到的晶粒 特别粗大，把对应于再结晶后得到特别粗大 晶粒的变形程度称为临界变形度，一般金属 的临界变形为210。l当变形量大于临界变形量后，储能随变形量 的增加而增大，从而使形核率增加，由此再 结晶晶粒得到细化。冷变形度5%+850保温0.5小时冷变形度10%+850保温0.5小时冷变形度15%+850保温0.5小时冷变形度20%+850保温 0.5小时冷变形度50%+850保温 0.5小时冷变形度70%+850保温 0.5小时截线法测定晶粒大小ln 单位面积中的晶粒个数lN 数到的晶粒数 Lt 测试线长度（mm） 注:在400倍的放大倍数下每 格长度为0.0033mm/格退火温度对再结晶组织的影响l当变形程度和退火保温时间一定时， 退火温度越高，再结晶速度越快，产 生一定体积分数的再结晶所需要的时 间越短，再结晶后的晶粒越粗大。变形度70%+400 退火0.5小时变形度70%+450 退火0.5小时变形度70%+500 退火0.5小时变形度70%+600 退火0.5小时变形度70%+850 退火0.5小时退火孪晶l某些面心立方金属和合金如铜及铜合 金等冷变形后经再结晶退火后，其晶 粒中会出现退火孪晶。纯铜退火孪晶退火孪晶的生成机制l一般认为是在晶粒生长过程中形成的 ，当晶粒通过晶界移动而生长时，原 子层在晶界角（111）面上的堆垛顺序 偶然错堆，就会出现一共格的孪晶界 ，该退火孪晶通过大角度晶界的移动 而长大。在长大过程中，如果在原子 （111）面上再次发生错堆而恢复原来 的堆垛顺序，则又形成第二个共格的 孪晶界，构成孪晶带。l层错能低的晶体容易形成退火孪晶。实验步骤l观察并描绘纯铁冷变形的滑移线。 l观察低碳钢经5，10，20，50，70变形度变形后的显微组织，并描绘其组织特征。 l观察低碳钢经5，10，20，30，70六种变形度变形后在850 退火半小时后组织，并用割线法测得其晶粒度。 l观察低碳钢经70变形度在400 ，450 ，500 ，600 ，850 退火半小时后的试样，从中找出再结晶后晶粒大小与退火温度之间的定性关系。 l观察并描绘黄铜的退火孪晶。实验报告要求l分析低碳钢经不同冷变形后的显微组 织。l分析金属再结晶温度及再结晶后晶粒 度大小的影响因素。